(In situ TiC reinforcement of complex borides hard materials)

A. Sáez", F. Arenas', E. VidaF

24 Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales, Vol. 22, N° 2, 2002, 24 - 32.

REFORZAMIENTO IN-SITU CON TiC DE MATERIALES DUROS DEBORUROS COMPLEJOS

1. Departamento de Tecnología de Materiales, Instituto Universitario de Tecnología(IUT-RC), PO Box40347, Caracas 1040-A, Venezuela.

2. Departamento de Ciencia de los Materiales, Universidad Simón Bolívar,Sartenejas, PO Box 89000, Caracas, Venezuela.

Resumen

Entre los materiales duros disponibles en la actualidad, los boruros han mostrado excelentes propiedades mecánicas.Específicamente, el WCoB presenta una alta dureza (45GPa) y una gran resistencia a la oxidación. En trabajos anteriores, se habíalogrado generar recubrimiento s con alto porcentaje de este compuesto como producto de la reacción superficial de compactospre-sinterizados de WC-Co y WC-TiC-Co con TiB2 y con otros compuestos ricos en B a alta temperatura y al vacío. El objetivode este trabajo fue procurar la obtención de cuerpos sólidos con WCoB y TiC como fases primarias, mediante una sinterizaciónreactiva en fase líquida de mezclas equimolares de WC y TiB2 con cantidades de Co variables entre 10-47% en peso (20-66%molar); para así evaluar la influencia de este metal en la formación del WCoB. La sinterización se llevo a cabo a 1400°C al vacío.Las muestras sinterizadas se evaluaron mediante MEB, EDX, DRX y EPMA. La microestructura obtenida está constituida porWCoB, TiC y cierta cantidad de W2CoB2 y CoB. Valores de dureza y del parámetro de resistencia al agrietamiento (W) de 2400 Kg/mm? y 320 N/mm respectivamente, fueron obtenidos en el material con 16% en peso de Co correspondiente a una mezcla molarde 1:1:0,86 moles de WC, TiB2 y Co. Se presenta además una relación entre los contenidos iniciales de Co, la fracción volumétricade las diferentes fases obtenidas y las propiedades mecánicas.

Palabras clave: Boruros Complejos, Cobalto, Sinterizacion enfase líquida.

Abstract

Among the hard material s available today, borides have shown excelent mechanical properties. Especifically, the WCoB hasa very high hardness (45 GPa) and superior oxidation resistance. In earlier works, a very fine coating with a high percentage ofthis compound was obtained as a product of surface reaction of pre-sintered samples of WC-Co and WC- TiC-Co with TiB2 orothercompounds rich in boron, at 1100°C in vacuum. The aim ofthis work was to promote the formation ofbulks with WCoB andTiC as main phases; by liquid phase reactive sintering of equimolar mixtures of WC and TiB2 with Co varying in the rangebetween 10-47 wt% (20-66 mol%), to evaluate its influence on the sintering and formation ofWCoB. Sintering was performed at1400°C in vaccuum. The sintered samples were evaluated using SEM, EDX, XRD, and EPMA analysis. The sintered rnicrostructureconsisted primarily ofWCoB, TiC and some quantities ofW2CoB2 and CoB. Values of 2400 Kg/mnr' and 320 N/mm for the Vickershardness and for the crack resistance parameter (W) respectively, were obtain in the material with 16wt% of cobalt whichcorresponded to a molar mixture of 1:1:0.86 ofWC, TiB2 and Co. A relationship between initial Co contents, volume fraction ofthe different phases formed and mechanical properties is presented.

Keywords: Borides, carbides, cobalt, cermet, liquid phase reaction sintering, hardness

1. Introducción excelentes propiedades mecánicas y químicas [2]. Los cermetsde boruros presentan excelente resistencia a la abrasión y ala corrosión, además de una alta dureza. Por lo tanto, sepuede afirmar que en muchas aplicaciones son superiores alos óxidos y a los carburo . Sin embargo su uso ha sidolimitado debido a u fragilidad característica y moderadaoxidación. Este tipo de problemas ha sido solventadoutilizando boruro complejos rernarios.en combinación conaltos contenido de fase metálica cementante [3]. Su

La resistencia al desgaste está relacionada usualmente ala dureza de las partes en uso. En el caso donde el materialabrasivo es más suave que el material a desgastar, puededemostrarse que la tenacidad juega también un papelimportante en la velocidad de desgaste [1]. Utilizando unatécnica novedosa de sinterización reactiva boronizante enfase líquida se han logrado desarrollar cermets de borurosde metales y boruros temario s con altas densificaciones y

el carbón o sus compuestos reaccionan con el TiB2 paraformar M2B y TiC, con un decrecimiento de la energía deformación a medida que la temperatura aumenta sobre 1300°C[14]. En 1993, Zakhariev y col. [11] identifican al WCoB yotros boruros complejos como productos de la reacciónsuperficial entre polvo de Borozar-HM y de B4C conaleaciones de WC-Co.

El objetivo principal de este trabajo fue generar un materialsólido con altos contenidos de WCoB y TiC, mediante unasinterización reactiva en fase líquida, obteniéndose altosvalores de densificación y dureza.

A. Sáe: y col. /Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales

excelencia se basa en la singular estructura cristalina queposeen. Cristalográficamente, los boruros ternarios demetales de transición son compuestos intersticiales consecuencias de cadenas alternas de metal y de B y capas queforman redes bi o tridimensionales enlazadas por átomos deB [3].

Específicamente el WCoB es un boruro temariocomplejo que presenta una altísima dureza ya diferencia deotros boruros su resistencia a la oxidación es excelente. Fueestudiado primeramente como parte del sistema W-Co- B enlos años sesenta por Haschke y col. [4], y posteriormente demanera especifica por Jeitschko [5] y Ku'zma y col. [6] dedonde se obtuvo su estructura cristalina. Mercurio-Lavaudy col. [7], obtienen el WCoB, generando recubrimientos conuna reacción de difusión superficial de alta temperatura entrecompactos sinterizados de WC-Co con polvo de TiB2• En1981 Zakhariev, y col. [8] realiza un estudio similar pero sobrecompactos de WC- TiC-Co. Zakhariev y col. [9] evalúan lamicrodureza y oxidación a alta temperatura (l000°C) delWCoB, pero esta vez obtenido mediante un proceso deenfriamiento de una mezcla fundida de polvos de W, B y Co,rica en Co. Existen otros trabajos relacionados con lainteracción entre el boro y los metales de transición, de ellosse pueden extraer las siguientes afirmaciones importantes: elWC interactúa efectivamente con el boro sobre los 1100°C,Hoffmann y col. [10]; el TiB2se disocia en presencia de carbón(como C o B4C) y Fe [11]; el B4C se disocia en presencia deun metal para formar MxBy + C, si M no es Zn, Cu, Sn y Ag[12]; el TiB2 reacciona con metales de transición como Fe, Niy Co para formar boruros como C03B [12]; el WC y el TiB2

interactúan en presencia del Co y forman soluciones sólidasen un amplio rango de composiciones o temperaturas [7];. elCo también reacciona con el WC [13]; el WZCOB2se obtienesi el contenido atómico de B en la mezcla supera el 20% [11];

2. Procedimiento experimental

Siguiendo una ecuación similar a la propuesta porMercurio-Lavaud [7] se calcularon nueve (9) composicionescuyas denominaciones se presentan en la Tabla 1:

Se usaron como materias primas polvos comerciales dealta pureza de TiB2, WC y Co con tamaños de partícula de 45,0,8 Y311mrespectivamente. El mezclado se realizó por 17h enetano1 usando una jarra de acero y esferas de Wc. Despuésdel mezclado los polvos se caracterizaron mediante MEB yEDX, en un equipo Philips XL-30 en combinación con unEDAX DX4. Muestras de 15mm de diámetro x 8 mm de alturase fabricaron por prensado uniaxial a 350MPa. La sinterizaciónse realizó en un horno tubular de alúmina, a una meseta de1400°C, al vacío, durante una hora, utilizando cajas de grafitopara minimizar la pérdida de carbón. Se realizaron tres (3)ciclos de sinterización de tres muestras por cadacomposición, con el objeto de asegurar la reproducibilidadde los resultados. Las densidades teóricas calculadas por la

Tabla l. Composición inicial de las mezclas y sus densidades teóricas

Aleación% Peso %Volumétrico . %Atómico Densidad

TiB2 WC Co TiB2 WC Co Ti B W C Co g/cm3

AlO 23,6 66,4 10,0 49,5 40,0 10,5 18,2 36,3 18,2 18,2 9,1 9,34

Al4 22,5 63,2 14,3 47,0 38,0 15,0 17,4 34,8 17,4 17,4 13,0 9,32

Al6 22,0 62,0 16,0 46,0 37,2 16,8 17,1 34,1 17,1 17,1 14,7 9,31

Al8 21,5 60,4 18,1 44,8 36,2 19,0 16,7 33,2 16,7 16,7 16,7 9,30

A20 21,0 59,0 20,0 43,7 35,4 20,9 16,3 32,6 16,3 16,3 18,4 9,29

A22 20,3 57,3 22,4 42,4 34,1 23,4 15,9 31,7 15,9 15,9 20,6 9,27

A26 19,3 54,4 26,3 40,2 32,5 27,3 15,2 30,3 15,2 15,2 24,2 9,26

A30 18,2 51,2 30,8 37;7 30,4 31,9 14,3 28,6 14,3 14,3 28,6 9,23

A47 13,9 39,0 47,1 28,5 23,1- 48,4 11,1 22,2 11,1 11,1 44,4 9,16

Debido a que el WCoB tiene los valores de entalpía másbajos de todos los compuestos estudiados en el presentetrabajo [9], se espera que este boruro sea el primero enobtenerse una vez que ocurra la disolución de las materiasprimas en el Co líquido. Posteriormente y siguiendo un ordenespecífico se formarían el TiC y el W2CoB2• El TiC se generaríade la unión de los átomos de Ti del TiB2 disociado y el Cproveniente del WC disuelto en el Co. El W2CoB2 se formaríauna vez que disminuya la cantidad de Co disponible comofase líquida, el cual se encontraría uniformemente distribuidopor el proceso de mezclado previo y por los mecanismos dedifusión. Cabe destacar, que posiblemente parte del procesode formación del W2CoB2 se dé al mismo tiempo que el delWCoB, pero ésta afirmación no pudo ser corroborada debidoa la carencia de información termodinámica referente alW2CoB2• Esto se aplicaría también al boruro W2C021B6•

A medida que comienza la generación del WCoB yposiblemente del W2CoB2, se consumen gran parte del Colíquido e importantes cantidades del W y del B disueltos enél. Seguidamente, -nuevas -cantidades -deWC y TiB2 sedisuelven para continuar con el proceso que al parecer es élmás favorable energéticamente para el sistema. La reacciónde formación del WCoB, TiC y W2CoB2 continuará hastaque la cantidad de Co líquido sea insuficiente para disolverlos compuestos iniciales, y en ese momento comenzará laformación del resto de los boruros simples o de menorestequiometría. En este momento el proceso de formación denuevos compuestos pasa a ser controlado principalmentepor la difusión en fase sólida, la cual es mucho más lenta, ypor reacciones locales que ocurren entre las cantidades dematerias primas (incluyendo Co) que permanecieron inertesdurante las primeras etapas de la sinterización en fase líquida.De allí se puede inferir que las cantidades de boruros simplescomo el Co2B son inferiores a las obtenidas para el WCoB, elTiC y el W2CoB2•

26 Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales, Vol. 22, 02 2002.

regla de las mezclas se muestran en la Tabla 1.La densificación se obtuvo por el principio de Arquímedes

siguiendo la norma ASTM C373-72. Para la evaluaciónmicroestructural se pulieron todas las muestras hasta 11mcon pasta de diamante. Seis (6) imágenes de cadacomposición se tomaron con MEB en modo de electronesretrodispersados y se analizaron usando el programa ImageAnalysis and Measurement iDXa version 2.00 de FosterFindlay Associates. Además, se caracterizaron las muestraspor DRX (CuKU) en un equipo SIEMENS D5005 a 40KY. Elanálisis por microsonda electrónica (EPMA) se realizó en unequipo EPMA JEOL SUPERPROBE 733 con 4 espectrómetrosde longitud de onda. El voltaje usado fue de 15KY.

La dureza Vickers fue medida usando una carga de 30 kgsiguiendo la norma ISO 3878. El parámetro de resistencia alagrietamiento W se presenta como medida de tenacidad yfue calculado mediante el modelo de tenacidad Palmqvist deacuerdo a la ecuación [16]:

(2)

donde P es la carga (N), 1es la longitud de la grieta (mm).

3. Discusión de resultados

3.1. Consideraciones termodinámicas

Se ha demostrado en trabajos anteriores que el TiB2 sedisocia en presencia de metales fundidos del grupo VII [12,14,15]. Si esto sucede en presencia del WC entonces existeuna alta probabilidad que ocurra la reacción propuesta en laecuación (1). La disociación del TiB2 y del WC, aunado alhecho de que los boruros son termodinámicamente másestables que los carburas [10], hacen posible la formaciónde los boruros temario s complejos de distintasestequiometrías que se detectaron en este estudio y entrelos que se encuentra el WCoB. Las energías de formación delas diferentes especies se compararon usando los valores deentalpía, debido a la ausencia de suficiente informacióntermodinámica. Esto fue asumido ya que en los boruros lacontribución de la entropía a la energía de formación de Gibbses pequeña en comparación a la de la entalpía, por lo queprácticamente el valor de.6.G es similar al Afl, Esto implicaademás, que la energía de formación de Gibbs en la mayoríade los boruros es relativamente independiente de latemperatura [17]. Los valores de entalpía utilizadas secalcularon a 298K y se asumió que su variación con latemperatura era despreciable. Si se comparan los valores deenergía [18], el TiB2 es mucho más estable que el WC, yademás, el Co puede disolver hasta aproximadamente 8%molar de WC y sólo un 2% de TiB2• Esto implica queposiblemente el primer compuesto en disociarse en el Coserá el WC, seguido de pequeñas cantidades de TiB2·

3.2. Densificación y contracción

En la Fig.1 se puede observar que la densificación aumentacon el contenido de Co. Esto se explicaría por la presencia deun aumento progresivo de la cantidad de fase líquida en lasprimeras etapas de la sinterización, lo cual contribuye a unmejor y más rápido rearreglo y coalición de las partículas.Posteriormente comenzaría el proceso de generación de losboruros complejos, el cual consumiría una parte importantede la fase líquida, compuesta principalmente por Co. Si elproceso continúa posiblemente todo el Co líquido seríaconsumido. El contenido inicial de 16% en peso de Co setoma como un valor límire para la densificación, por debajodel cual se obtiene una consolidación. A porcentajesde Co mayores a JOU- -peso, se notó-una -pequeñadeformación en las exceso de fase líquidadurante la sinterizaeiéa,

A. Sáez y col. /Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales 27

100

?f2. 80 -lineale -+-volumétrica'o -.- Densifi cación·ü~ 60'-eooro> 40~ -

Q5o:::"@"'O 2U.~o

10 15 5020 25 30%Co Inicial (peso)

Fig 1. Efecto del contenido másico inicial de Co sobre la densificación y la contracción lineal y volumétrica

oo 5

3.3. Análisis Microestructural

La morfología de microestructura cambia con el contenidoinicial de Co como lo muestra la Fig.2. A contenidos menoresde 20% en peso de Co, la estructura y morfología de losgranos no está bien definida. Se presenta por el contrario unesqueleto de fases blancas, identificadas por EPMA comoW2CoB2 (fase blanca más brillante) y WCoB (fase blancao~aca) como se muestra en la Fig.3. Las fases oscuras ygnses, también identificadas por EPMA corresponden al TiB(oscura) y al TiC, CoB y C02B (grises) siendo su tonalidad d~acuerdo con su densidad. En las composiciones concontenidos de Co inicial superiores a 20% en peso, los boruroscomplejos se muestran como granos alargados, excepto parala microestructura obtenida en A26 como se observa en laFig:2.

La fase clara opaca fue analizada con EDX mostrando unarelación equiatómica entre el Co y el W (Fig.4). Análisis deDRX y EPMA confmnaron que ésta fase se trataba del WCoB.La cantidad de Ti detectada se puede considerar despreciable.

En la Tabla 2 se muestran las fracciones porcentualesvolumétricas obtenidas por análisis de imágenes de lasdistintas fases presentes en las microestructuras. La aleaciónAlO no fue analizada porque mostró una pobre consolidación.Aun~ue se forma WCoB y w.coa, pequeñas cantidadesde TIB2 se encuentran presentes después de la sinterización.De acuerdo con la ecuación (1) las cantidades de TiC, CoB yCo2B (principalmente fase gris) se incrementan con el

35 40 45

contenido de Co inicial, mientras que el TiB y el W CoBdisminuyen. Las cantidades máximas de WCoB se encu~ntr~en las aleaciones A16 y A18. Cabe destacar que la A16presentó además el máximo porcentaje de WzCoBz. Esto seatribuye a que posiblemente en A16 y Al8 el Co se consumecasi en su totalidad en generar los boruros complejos,aumentando el porcentaje relativo de estos compuestosrespecto al resto de las fases.

Los resultados obtenidos del análisis de DRX de lasmuestras pulidas se muestran en la Tabla 3. La difracción serealizó sobre los compactos ya que debido a la dureza deestas muestras fue imposible obtener polvos sin introducircontaminantes producto del proceso de molienda.

Los análisis por DRX se usaron para identificar loscompuestos esperados de acuerdo a la Ec. 1. Como se ve enla Tabla 3, el WCoB (pDF#230194)yel TiC (pDF#321383)están presentes en todas las composiciones. Esto compruebaque efectivamente el WC y el TiB2 se disocian durante elproceso de sinterización. El W2CoB2 (PDF # 721276) estápresente sólo por debajo de 26% másico de Co inicial. El otroboruro complejo detectado, el W2C021B6 (pDF # 190372), estápresente sólo en A47. El C02B (PDF# 751063) se detectó enla A47, A30 YA26las cuales corresponden a las mezclas conmayor contenido de Co inicial. El TiBz, aunque detectadopor EPMA, no pudo ser identificado por DRX debido a quelas señales de sus planos (100) y (101) coinciden con el (211)del WCoB y el (011) del WZCOB2. Las pequeñas cantidadesde TiBz remanentes después de la sinterización, y el hecho

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Fig. 2. Fotomicrografías tomadas con MEB y electrones retrodispersados de los metales duros de WCoB- TiC sinterizados a 1400°C (2000X)

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Fig 3. Fotornicrografías de la aleación A18 a 3500 y 5000X. Observe la diferencia en la intensidad de algunos granos de la fase blanca.

WMEDAX ZAF Quantification (Standardless)Element Normalized

Element Wt% At% K-RatioTiK 0.93 2.30 0.0077CoK 25.04 50.16 0.2755W L 74.03 47.54 0.6819

Total 100.00 100 .•00

CoKWl

~

TiKNW~lÍ'w ..Jlv.lp.JA~

.... -J I I I ., I I I I

1.30 2.20 3.10 A.OO 4.90 5.80 6.10 7.60 8.50 9.40Fig 4. EDX obtenido de la fase blanca en A47.

Tabla 2. Fracción Volumétrica de las fases principales en cada aleación

Aleación A14 A16 A18 A20 A22 A26 A30 A47

WCoB 19,63 29,79 29,70 22,62 22,22 24,99 23,02 28,16W2CoB2 26,06 30,33 24,32 24,57 21,51 25,19 21,49 0,00

TiC+(CoB or Co2B) 34,01 25,98 33,09 43,59 49,04 40,30 47,87 71,27TiB2 20,26 13,88 12,78 9,12 7,16 9,48 7,61 0,64

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Tabla. 3 Fases principales detectadas por DRX

Fase AtO At4 A16 A18 A20 A22 A26 A30 A47

#1 W2CoB2 W2CoB2 W2CoB2 WCoB W2CoB2 W2CoB2 WCoB WCoB TiC

#2 CoB WCoB WCoB TiC TiC TiC TiC TiC WCoB

Otro TiB2 TiC TiC TiB2 WCoB WCoB Co2B Co2B Co

2700 110

2500 100

2300

'"E 2100E"'el~enID 1900-'"c..>>ea!iJ 1700:;o

1500

1.300

110014 16 18 20 26 31

-90 ¡jJ8~~

·80o

"'EE-e:

70 ~~~

60 ~enUJ

~50

:;O

40

, 3047

% de Co lricla

Fig 5. Efecto del contenido inicial de Co sobre la dureza Vickers usando 30Kg de carga y sobre la dureza específica. La dureza específica secompara con la cantidad de la fase WCoB.

que todas las composICiOnes tienen los mismosporcentajes molares de WC y TiBz, hacen suponer que elWC se disocia preferiblemente en el Co líquido. Además,debido a la presencia de dos (2) átomos de B por cada C, esmuy posible que los boruros complejos sean los primeros enformarse a partir del líquido durante el enfriamiento. Estoocurriría en respuesta a la alta concentración de B y W en elColíquido.3.4. Propiedades mecánicas

La dureza disminuye con el contenido de Co inicial. En lacomposición A16 se obtuvo el valor máximo de 2400 Kg/mrrr,

En general, los altos valores de dureza que se encuentranen las aleaciones con menos de 20% de Co inicial, se debena los altos porcentajes de WCoB y posiblemente a lapresencia pequeñas cantidades de TiBz como se muestra en

22

la Tabla 2, Tabla 3 y en la Fig. 5 en la curva de dureza específica.El objetivo de esta curva fue el de evaluar la influencia directade la cantidad de WCoB sobre la dureza. Se calculó dividiendolos valores de dureza entre los porcentajes promedio deWCoB obtenidos por análisis de imágenes de cada material.Los análisis por EPMA y DRX mostraron un incremento enla cantidad de C02B, a lo que se le atribuye la disminución delos valores de dureza por encima de 22% de Co inicial, debidoa que el COzB presenta valores de dureza de 1100 Kg/mm?[11]. Esta reducción en dicha propiedad también podría serproducto del incremento en el tamaño de grano de losboruros dobles, excepto en la A26 donde se observó una·rnicroestructura diferente.

En la Fig. 6, los altos valores de tenacidad observados enla composición A14 pueden ser atribuidos a la reacciónincompleta entre el Co y el TiBz, dejando remanentes de fasemetálica. A 14% de Co inicial una reducción abrupta de los

A. Sáe; y col. /Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales

450-400

~ 350o~ 300E.€ 250z--S 200

150

25100 +-----~----~----~------~----~----~-----,-----,

10 30 35 5015 20 40 45

Fig 6. Influencia de la cantidad de Co inicial sobre el parámetro de resistencia al agrietamiento W.

% de ea inicial

-;alares de Wocurre, atribuible posiblemente a un consumo. total del metal en la formación de los boruros complejos

_'frágilesWCoB y W2CoB2•

Aunque se esperaría obtener altos valores de tenacidad amayores porcentajes de Co iniciales, la formación de fasesicas en Co y extremadamente frágiles como el Co2B y el

ZC021B6 impiden que eso ocurra. Las variacionesimportantes observadas en los valores de Wen A26 y A47

eden ser explicadas por la presencia de una microestructura:lOCO uniforme y de zonas de gran tamaño con alto contenido

Co respectivamente.

ConclusionesSe logró obtener materiales duros con altos contenidos

de WCoB y TiC, como producto de una sinterización reactivaen fase líquida entre TiB2, WC y Co. Esto implica que el TiB2

; el WC efectivamente se disocian a alta temperatura cuandoestán en presencia del Co líquido. Además del WCoB, selogró generar W2CoB2, CoB y Co2B, entre otros boruros.

Una correlación general entre la microestructura, ladureza y la resistencia al agrietamiento W, medidos en funcióndel contenido inicial de Co, no pudo establecerse. Sinembargo, fue posible obtener en la mayoría de lascomposiciones densificaciones superiores a 98%, con muyaltos valores de dureza y relativamente altos valores de W,locual representa una característica muy singular. Valores de_ 00 Kg/mnr' y 340 N/mm para la dureza y la resistencia alagrietamiento respectivamente, hacen a estos materiales muyatractivos para eldesarrollo de componentes con resistenciaal desgaste. Por otra parte, el hecho que el Co en forma libreno se haya detectado en la microestructura, aunado a que

los boruros complejos presentan excelente resistenciaquímica, hace interesante el uso de este sistema paraambientes oxidantes.

Es importante resaltar que los materiales obtenidos eneste estudio ofrecen la posibilidad de generar piezascerámica-metálicos con microestructuras reproducibles y conexcelentes propiedades mecánicas mediante procesos defabricación tradicionales y poco costosos.La continuación de este trabajo añadiendo TiC como materiaprima se llevará a cabo para estudiar su influencia en lageneración del WCoB

AgradecimientosLos autores agradecen al Fondo Nacional de Ciencia y

Tecnología (FONACIT) adscrito al Ministerio de Ciencia yTecnología, por el apoyo financiero a través del proyectoNo. S197001801.Referencias

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